Конструкционные стали и сплавы учебное пособие [для вузов] elr02. Е. Е. Складнова, Г. А. Воробьёва ккоон
 Скачать 3.27 Mb.
|
|
Серые чугуны (ГОСТ 1412–79). Характерной структурной со- ставляющей серых чугунов является графит, имеющий форму пла- стинок различной величины. Металлическая основа серых чугунов зависит от степени графитизации и может быть перлитной, перлитно- ферритной и ферритной. Основа серого перлитного чугуна – перлит, на фоне которого расположены пластинки графита. В таком чугуне 0,8% С находится в связанном состоянии в виде цементита, остальной углерод – в сво- бодном состоянии в виде графита. Основа серого перлитно-ферритного чугуна – перлит и пластинки графита, располагающиеся преимущественно на участках феррита. В таком чугуне связанного углерода меньше 0,8% (рис. 8.1, а). Структура серого ферритного чугуна состоит из зерен феррита, на фоне которых расположен графит (рис. 8.1, б). В сером ферритном чугуне весь углерод находится в свободном состоянии в виде гра- фита. 87 Рис. 8.1. Микроструктура серого чугуна (х500): а – ферритно-перлитный серый чугун; б – ферритный серый чугун Чем меньше графитовых включений и чем они мельче, тем выше прочность чугуна. Улучшить его механические свойства можно по- вышением прочности металлической основы и изменением формы и размеров графитных включений. Включения графита – это как бы пустоты соответствующей формы, уменьшающие эффективную пло- щадь поперечного сечения металлической матрицы и являющиеся концентраторами напряжений. Коэффициент концентрации напряже- ний (К) около включений графита пластинчатой формы составляет 4,0…7,5 (К = 4 для серого чугуна на перлитной основе, его пластич- ность δ = 0,2…0,75%), а около включений графита шаровидной фор- мы 2,5…3,5. Графитовые включения мало влияют на предел прочно- сти на сжатие и твердость, которые определяются преимущественно структурой металлической основы. Разрушающая нагрузка при сжа- тии в три-пять раз выше, чем при растяжении. Поэтому чугуны ис- пользуют для изделий, работающих главным образом на сжатие. Гра- фит повышает износостойкость и антифрикционные свойства чугуна и улучшает обрабатываемость резанием. Нарушая сплошность метал- лической основы, он придает чугуну малую чувствительность к внешним концентраторам напряжений (дефектам поверхности и т.д.). Наибольшей прочностью обладает серый перлитный чугун. Гра- фит в нем более мелкий, чем в ферритно-перлитном и ферритном. Ориентировочно химический состав (в %) серого чугуна может находиться в следующих пределах: углерода 3,0…4,0; кремния 1,5…2,6; марганца 0,5…1,1; серы не более 0,15; фосфора 0,1…0,3 (до 1,2 для художественного литья – каслинское литьё). Стандартные марки серых чугунов обозначаются буквами СЧ (серый чугун) и двумя цифрами, указывающими на минимальное зна- чение предела прочности при растяжении МПа 10 –1 (ГОСТ 1412–79, изменения 1988.) В табл. 8.1 приведены свойства некоторых стандартных марок серых чугунов. Т а б л и ц а 8.1 Механические свойства и примеры применения серых чугунов Марка чугуна Структура Механические свойства Демпфирующая способность Ψ, % в сж в HВ МПа 88 СЧ15 Феррит + пластинчатый графит 150 800 163–229 30–32 СЧ35 Перлит + феррит + пластинчатый графит 342 1200 197–269 10–20 АЧС-1 * ГОСТ 1585–75 Перлит + феррит + графит – – 196–260 – * А – антифрикционный; Ψ = 2δ×100%, где Ψ – характеристика демпфирую- щей способности (способности гасить вибрацию); δ = 1/n – логарифмический декремент затухания; n – число колебаний, когда амплитуда колебаний меняется в е раз (е – основание натурального логарифма). Для стали Ψ = 0,2%. Чугуны СЧ25–СЧ35 получают при введении модификаторов в жидкий чугун перед разливкой ферросилиция или силикокальция. Пер- литный чугун применяют для отливок станин станков и механизмов. Для серых чугунов характерна зависимость прочности от толщи- ны стенки отливки; с увеличением толщины предел прочности при растяжении снижается. Ковкие чугуны (ГОСТ 1215–79). Ковкие чугуны получают путем длительного нагрева при высоких температурах (отжиге) отливок из белого чугуна. В промышленности применяют ферритные ковкие чу- гуны (металлическая основа – феррит) и реже перлитные (металличе- ская основа перлит). Ферритные более пластичны, чем и объясняется их преимущественное применение в машиностроении. Ковкие чугуны имеют пониженное, по сравнению с серыми, со- держание углерода и кремния (2,5…3% С; 0,7…1,5% Si). Более низ- кое содержание углерода и хлопьевидная форма графита обусловли- вают повышенную пластичность сплава. Пониженное содержание кремния и углерода предотвращают выделение пластинчатого графи- та при охлаждении отливок. При отжиге белого чугуна на ферритный ковкий чугун про- цесс графитизации протекает в две стадии. Первая проходит при 900…1000 °С и заключается в распаде эвтектического и вторичного цементита, после чего отливка имеет структуру аустенита и углерода отжига. Вторая стадия проходит при температуре ниже эвтектоидного превращения (А 1 ) и заключается в распаде эвтектоидного цементита. После отжига отливки имеют структуру феррита с включениями гра- фита хлопьевидной формы (рис. 8.2, а). 89 Рис. 8.2. Микроструктура ковкого (а) и высокопрочного (б) чугуна По сравнению с серым ковкий чугун отличают более высокие прочностные свойства и большее относительное удлинение. Стан- дартные марки ковких чугунов обозначаются буквами: К – ковкий, Ч – чугун. После букв следуют числа. Первое указывает на предел прочности при растяжении (кгс/мм 2 ), второе – на относительное удлинение (в %). Отливки из ковкого чугуна применяют при ударных и вибраци- онных нагрузках (табл. 8.2). Т а б л и ц а 8.2 Механические свойства ковких чугунов Марка чугуна Структура Механические свойства в МПа δ, % НВ, не менее, МПа КЧ37-12 Феррит + 3–10% перлита + хлопьевидный графит 370 12 1490 КЧ60-3 Перлит + феррит + хлопьевидный графит 600 3 2636 АЧК-2 * ГОСТ 585–75 Перлит + феррит + хлопьевидный графит – – 1637–1931 * А – антифрикционный. Повышенные значения относительного удлинения по сравнению с серым чугуном (до 12%) дали основание называть чугун ковким, хотя он не куется. Его литейные свойства – жидкотекучестъ, усадка, склонность к ликвации и поглощению газов. Высокопрочные чугуны (ГОСТ 7293–85). По составу высоко- прочные чугуны аналогичны серым, но за счет введения в жидкий 90 чугун присадок: щелочных, щелочно-земельных и редкоземельных металлов (чаще 0,03…0,07% магния или церия) графит после охла- ждения и отжига приобретает шаровидную форму. Структура метал- лической основы такая же, как у серых чугунов, и может быть пер- литной, ферритной (рис. 8.2, б) и перлитно-ферритной. Графит шаро- видной формы значительно меньше ослабляет металлическую основу чугуна. В отличие от пластинчатого графита шаровидный является меньшим концентратором напряжений. Высокопрочные чугуны, обладая хорошими литейными свой- ствами, высокой обрабатываемостью резанием и износостойкостью, имеют механические свойства, близкие к свойствам углеродистых сталей (табл. 8.3). У высокопрочного чугуна коэффициент теплопро- водности в два раза меньше, чем у серого, из-за разобщенности вклю- чений графита. Поэтому детали из серого чугуна лучше работают в условиях теплосмен и перепадов температур (например, в дизеле- строении). Стандартные марки высокопрочных чугунов обозначаются буква- ми ВЧ (высокопрочный чугун). После букв следуют числа, указываю- щие на предел прочности при растяжении МПа·10 –1 (ГОСТ 7293–85). Т а б л и ц а 8.3 Механические свойства высокопрочных чугунов Марка чугуна Структура Механические свойства σ в σ 0,2 δ % НВ, МПа МПа ВЧ40 Феррит + шаровидный графит 400 250 15 1372 – 2020 ВЧ60 Перлит + шаровидный графит 600 370 3 1920 – 2773 ВЧ100 Перлит +Бейнит + шаровидный графит 1000 700 2 2760 – 3616 Окончание табл. 8.3 Марка чугуна Структура Механические свойства σ в σ 0,2 δ % НВ, МПа МПа 91 Углеродистая сталь 35 ГОСТ1050–88 Феррит + перлит 529 – 20 2029 АЧВ-1 * ГОСТ 1585–85 Перлит + шаровид- ный графит – – – 2058 – 2548 * А – антифрикционный. Чугуны с вермикулярным графитом (ГОСТ 28394–89). Вермику- лярная форма графита (мелкие пластинчатые включения графита за- вихренной формы) получается путем введения в расплав комплексной (Fe, Si, Mg, Ti Ce, Ca) лигатуры. Маркируются чугуны по ГОСТ 28394–89 ЧВГ (чугун с вермикулярным графитом), числа характери- зуют временное сопротивление разрыву при растяжении МПа·10 –1 Механические свойства чугунов представлены в табл. 8.4. Т а б л и ц а 8.4 Механические свойства ЧВГ (чугун с вермикулярным графитом) Марка чугуна в , МПа σ 0,2 , МПа , % НВ ЧВГ30 300 240 3,0 130–180 ЧВГ35 350 260 2,0 140–190 ЧВГ40 400 320 1,5 170–220 ЧВГ45 450 380 0,8 190–250 Прочность чугунов с вермикулярным и шаровидным графитом меньше зависит от толщины стенки отливки. Все более широкое их применение обусловлено более высокими механическими свойства- ми, чем у серых, и лучшими литейными свойствами, чем у высоко- прочных. Для этих чугунов характерны невысокая герметичность, так как наряду с газовой и усадочной пористостью присутствует и графи- товая, а также релаксация напряжений во времени, приводящая к из- менению размеров детали за пределы допусков. Для стабилизации размеров чугунных отливок их подвергают естественному старению в течение 9…12 месяцев, которое чаще заменяют отжигом при 500…600 °С (или 200…300 °С). 9. ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛИ 9.1. Общие сведения 92 Термической обработкой (ТО) называется технологический про- цесс, состоящий из операций нагрева, выдержки и охлаждения изде- лий из металлов и сплавов с определенной скоростью, целью которо- го является изменение их свойств в заданном направлении путем из- менения структуры. Теория термической обработки рассматривает и объясняет изме- нения строения и свойств металлов и сплавов при тепловом воздей- ствии, которое может сочетаться с химическим, деформационным, магнитным, ультразвуковым, акустическим и другими. Термическая обработка обеспечивает повышение эксплуатацион- ной стойкости, безотказности а также конструкционной прочности машин и инструмента при одновременном снижении их массы. В последние годы уменьшается доля термической обработки по объ- ему деталей и увеличивается доля поверхностной ТО и других видов поверхностного упрочнения. Изменения технологий ТО происходят в следующих направле- ниях: 1) объемная обработка – значительное сокращение доли техноло- гий, проводимых в воздушной атмосфере, и быстрый рост доли техно- логий с применением регулируемых атмосфер и в вакууме; 2) поверхностная обработка – быстрый рост доли диффузионных обработок и уменьшение недиффузионных (рис. 9.1). Направления развития объемных термических обработок: 1) рост использования вакуума и безгенераторных атмосфер из инертных газов или формируемых как среда для защиты поверхности обрабатываемых деталей; 2) рост использования изотермической закалки как для стали, так и для чугуна; 3) рост применения дисперсионного упрочнения для сплавов алюминия и аустенитных сталей: 4) развитие технологий спекания порошков металла и их терми- ческой обработки. Термическая обработка – один из наиболее распространенных в современной технике способов получения заданных свойств металлов и сплавов. Она применяется либо в качестве промежуточной опера- ции для улучшения обрабатываемости давлением, резанием, получе- ния необходимой исходной структуры и др., либо как окончательная операция для придания металлу или сплаву такого комплекса меха- нических и физико-химических свойств, который смог бы обеспечить заданные эксплуатационные характеристики изделия. Термическая обработка является совокупностью технологических операциий 93 нагрева, выдержки и охлаждения с определенной скоростью. Общая длительность ТО металла складывается из времени нагрева до задан- ной температуры, времени выдержки при ней и времени охлаждения до комнатной температуры. Режим термической обработки характе- ризуется максимальной температурой и скоростью нагрева, временем выдержки и скоростью охлаждения. Рис. 9.1. Изменения доли различных видов технологий термической обработки к 2020 г. [1]: 1 – объемная обработка n 0 ; 2 – поверхностная закалка; 3 – азотиро- вание; 4 – порошковая цементация; 5 – цементация погружением в растворах; 6 – атмосферная цементация; 7 – вакуумная и при тлеющем разряде цементация; 8 – распределение суммарных долей объемной n 0 и поверхностной n п обработки Скорость нагрева выбирается с учетом обеспечения минимально- го времени на нагрев металла, однако при этом не должны возникать термические напряжения, которые при ускоренном нагреве могут вы- звать коробление и трещины. Скорость нагрева зависит от теплопро- водности сплава, определяемой его химическим составом. При низ- кой теплопроводности осуществляется медленный нагрев до опреде- ленной температуры (для достижения пластичности) и только потом – 94 ускоренный. Время выдержки должно быть достаточным для сквоз- ного прогрева детали в наибольшем сечении и для полного заверше- ния всех структурно-фазовых превращений. От скорости охлаждения при проведении термической обработки зависит фазовая и дислокационная структура, приобретаемая спла- вом. Она должна быть достаточной для протекания необходимых превращений, но не должна создавать напряжения, могущие вызвать коробление и трещины. 9.2. Классификация видов термической обработки стали Собственно термическая обработка включает отжиг, закалку без полиморфного превращения, закалку с полиморфным превращением, отпуск и старение. Эти виды ТО применяются к сталям, цветным ме- таллам и сплавам. Термическая обработка, заключающаяся в нагреве металла, нахо- дящегося после каких-либо предшествующих воздействий в неравно- весном состоянии, и приводящая его в более близкое к равновесному состояние, называется отжигом. Охлаждение после отжига произво- дится вместе с печью. Нагрев при отжиге может проводиться ниже и выше температур фазовых превращений в зависимости от целей отжига. Отжиг, при котором нагрев и выдержка металла производятся с целью приведения его в однородное (равновесное) состояние за счет уменьшения (устранения) химической неоднородности, снятия внут- ренних напряжений и протекания рекристаллизации, называется от- жигом первого рода. Он не связан с прохождением фазовых превра- щений и возможен для любых металлов и сплавов. В зависимости от того, какие отклонения от равновесного состо- яния устраняются, существуют следующие разновидности отжига I рода: гомогенизационный, рекристаллизационный и уменьшающий напряжения. Гомогенизационный (диффузионный) отжиг – это тер- мическая обработка, при которой главным процессом является устра- нение последствий дендритной ликвации (химической неоднородно- сти); его применяют, как правило, к литым и реже к деформирован- ным сплавам. Рекристаллизационный отжиг – термическая обработка деформированного металла, при которой главным процессом является рекристаллизация. Отжиг II рода (фазовая перекристаллизация) возможен для ме- таллов и сплавов, имеющих фазовые превращения. Нагрев сплава с 95 неравновесной структурой выше температур фазовых превращений с последующим медленным охлаждением приводит сплав в более рав- новесное состояние. Термическая обработка, заключающаяся в нагреве металла выше температур фазовых превращений с последующим быстрым охла- ждением для получения структурно неравновесного состояния, назы- вается закалкой. Существуют два различающихся вида закалки: с по- лиморфным превращением и без него. Закалка без полиморфного превращения состоит в фиксации при более низкой температуре со- стояния, свойственного более высокой температуре, т.е. при этом об- разуется пересыщенный твердый раствор. Закалка с полиморфным превращением применима к металлам и сплавам, в которых при охлаждении перестраивается кристаллическая решетка. Этот вид за- калки характерен для сплавов железа с углеродом (стали). После за- калки в стали образуется структура пересыщенного твердого раствора углерода в -железе, которая называется мартенситом. Состояние закаленного сплава характеризуется особой неустой- чивостью. Процессы, приближающие его к равновесному состоянию, могут идти даже при комнатной температуре и резко ускоряются при нагреве. Термическая обработка, представляющая собой нагрев закален- ного сплава ниже температур фазовых превращений (ниже А с1 ) для приближения его структуры к более устойчивому состоянию, называ- ется отпуском. Отпуск в отличие от отжига всегда проводится после закалки стали (закалки с полиморфным превращением). Отпуск, про- исходящий после закалки без полиморфного превращения в результа- те длительной выдержки при комнатной температуре, или отпуск при сравнительно небольшом подогреве, называется старением. Кроме этих основных видов ТО широко применяются еще два, сочетающих термическую обработку с химическим воздействием (химико-термическая обработка) или с пластической деформацией (термомеханическая обработка). 9.3. Превращения в стали при нагреве При нагреве эвтектоидной стали с исходной перлитной структу- рой (смесь феррита и цементита) выше критической точки А с1 образу- ется аустенит. Превращение перлита в аустенит в точном соответ- ствии с диаграммой «железо–углерод» происходит лишь при очень медленном нагреве. В реальных условиях нагрева при термообработ- ке превращение перлита в аустенит запаздывает и имеет место пере- 96 грев, от степени которого зависит скорость превращения. Чем выше температура, тем больше степень перегрева и тем быстрее идет пре- вращение. При достаточно высокой температуре из-за большой подвижно- сти атомов превращение протекает практически мгновенно, поэтому кривые его начала и конца сливаются и попадают на ось ординат. При очень малом перегреве (над А с1 ) превращение протекает медленно. В этом случае кривые начала и конца превращения также сливаются и асимптотически приближаются к линии А 1 . Совпадение кривых в од- ной точке соответствует равновесному превращению по диаграмме «железо–углерод». Кинетика фазовых превращений определяется двумя параметрами: скоростью зарождения центров превращения (за- родыши аустенита) и линейной скоростью роста из этих центров (зерна аустенита). Зародыши новой фазы – аустенита – образуются на межфазных поверхностях раздела феррита и цементита. Переход перлита в аусте- нит состоит из двух элементарных процессов: полиморфного превра- щения Fe –>Fe и растворения в γ-железе углерода цементита. Рас- творение цементита запаздывает по сравнению с полиморфным пре- вращением (рис. 9.2). Поэтому после превращения феррита в аустенит необходимо дополнительное время для устранения неоднородности аустенита – период его гомогенизации. В доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях образование аустени- та при нагреве протекает по другой схеме. В доэвтектоидных сталях выше А 1 структура состоит из аустенита и феррита, а в заэвтектоид- ных – из аустенита и цементита. По мере нагрева до А с3 (А сm ) происхо- дит постепенное растворение свободного феррита или цементита в аустените. Однофазную структуру аустенита доэвтектоидные и заэв- Pис. 9.2. Схема структурных изменений эвтектоидной стали при нагреве: а – исходная пер- литная структура; б – перлит с зародышами аустенита – начало превращения П А; в – аусте- нит с остатками цементита – конец растворения цементита; г – однородный аустенит – пе- риод гомогенизации аустенита 97 тектоидные стали приобретают только после нагрева выше А c3 (А сm ) соответственно. С увеличением дисперсности исходной структуры время окончания всех этапов аустенизации сокращается. Размер аустенитного зерна – важнейшая структурная характери- стика нагретой стали. От него зависят поведение стали в различных процессах термической, термомеханической обработки и механические свойства изделия. Особенно чувствительна к размеру аустенитного зерна ударная вязкость, которая заметно падает с его укрупнением. Ударная вязкость мелкозернистой стали может в несколько раз превы- шать ударную вязкость крупнозернистой той же марки при одинаковой твердости обеих. На сильно развитой ферритно-цементитной поверхности раздела стали (дисперсная исходная структура) при нагреве выше А c1 (A c3 , А cm ) образуется большое число центров превращения – зародышей аусте- нита, и к концу превращения аустенитные зерна получаются мелки- ми. Эти зерна называются начальными. При дальнейшем нагреве они растут, причем разные стали характеризуются различной склонно- стью к росту зерна. По склонности к росту зерна аустенита при нагре- ве различают наследственно мелкозернистые и наследственно круп- нозернистые стали. В наследственно крупнозернистых сталях размер зерен быстро увеличивается даже при небольшом перегреве выше A c1 (A c3 , A cm ), а в наследственно мелкозернистых даже при значитель- ном перегреве (от 950…1100 °С) сохраняется относительно мелкое зерно (рис. 9.3). Склонность к росту зерна стали при нагревании зависит не толь- ко от ее состава по основным компонентам, но и от металлургическо- го качества, технологии производства. Увеличение концентрации уг- лерода в гамма-растворе способствует росту зерна. Повышение со- держания углерода сверх предельной концентрации (линия ЕS на рис. 6.1) затрудняет рост аустенитного зерна из-за тормозящего дей- ствия частиц цементита. Почти все легирующие элементы (за исклю- чением марганца) тормозят рост аустенитного зерна: наиболее сильно – карбидообразующие элементы V, Ti, A1 и Zr, а также W, Мо и Сr, слабо действуют Ni и Si. Основной причиной такого действия леги- рующих элементов считается образование труднорастворимых в аустените карбидов, нитридов и оксидов, которые являются барьера- ми для роста зерна. 98 Рис. 9.3. Схема изменения размера зерна в зависимости от температуры нагрева стали: а – наследственно мелкозернистые; б – наследственно крупнозернистые Разные плавки стали одной марки могут сильно различаться по склонности к росту зерна, так как они содержат разное количество мельчайших тугоплавких примесей карбидов, оксидов, сульфидов и нитридов, затрудняющих этот рост. Для определения склонности стали к росту зерна используется стандартная методика, которая заключается в окислительном нагреве шлифа в течение 3 ч при 930 С. Границы зе- рен аустенита выявляются сеткой оксидов. От склонности к росту зерна зависит технологический процесс горячей деформации и термообработки. Наследственно мелкозерни- стые стали имеют больший интервал закалочных температур; их про- катка и ковка могут начинаться при более высоких температурах. При нагреве до достаточно высокой температуры – на 100…150 °С выше A c1 (A c3 , A cm ) – наследственно мелкозернистая сталь может иметь даже более крупное зерно аустенита, чем наследственно крупнозер- нистая при нагреве до 930 С (см. рис. 9.3). Поэтому введено понятие «размер действительного зерна» – величина зерна при комнатной температуре, полученная в результате конкретной термообработки. Размер действительного зерна обычно тем больше, чем больше раз- мер исходного. Механические свойства сталей определяются дей- ствительным зерном. Нагрев стали до температур значительно выше A c3 приводит к перегреву металла, вследствие чего образуется крупное действитель- 99 ное зерно. Перегрев может быть исправлен повторным нагревом до более низкой температуры. Если нагрев проводится при температуре выше температуры перегрева и металл длительное время находится при этой температуре в окислительной атмосфере печи, то может воз- никнуть трудно исправимый дефект – пережог стали. Он сопровожда- ется окислением и частичным оплавлением границ зерен и характери- зуется камневидным изломом. Величина действительного зерна стали оказывает наибольшее влияние на ударную вязкость, особенно при низких температурах. Величину зерна определяют по ГОСТ 5639–82 сравнением микро- структуры стали при увеличении в 100 раз с эталонными шкалами. Размер зерна оценивают в баллах. Балл зерна прямо пропорцио- нален числу зерен, помещающихся на 1 мм 2 шлифа, и обратно про- порционален среднему диаметру зерна. Условно принято считать, что стали с размером зерна от 1 до 5 баллов относятся к крупнозерни- стым, а с более высоким баллом (от 6 до 10) – к мелкозернистым. |